JP2018062695A - 接合鉄基部材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】材質や形態等の異なる鉄系異種部材を焼結拡散接合した接合鉄基部材を提供する。【解決手段】本発明の接合鉄基部材は、第１鉄基部材と、第１鉄基部材の外周面に拡散接合された閉環状の第２鉄基部材とを備え、第２鉄基部材は鉄基マトリックス中にＴｉＢ２が分散した第２焼結体からなる。第１鉄基部材は溶製材でも焼結材でもよい。本発明の接合鉄基部材は、第１鉄基部材の外周側に、鉄基粉末とＴｉＢ２粉末の混合粉末を加圧成形してなる閉環状の第２成形体を隙間嵌めした組立体を焼結させることにより得られる。これにより、第１鉄基部材と第２鉄基部材は閉環状の接合界面部で拡散接合した状態となる。第１鉄基部材がＣを含むときは、第２鉄基部材に含まれるＴｉＢ２量を３体積％以下とすると好ましい。【選択図】図３Ｂ

Description

本発明は、少なくとも二つの鉄基部材を拡散接合させた接合鉄基部材と、その製造方法に関する。

自動車分野等で用いられる複雑な形状の部材は、鉄系粉末からなる成形体を焼結させた鉄基焼結体（単に「焼結体」という。）からなることが多い。これにより、いわゆる部材のニアネットシェイプ化を図れ、機械加工の削減や歩留りの向上等による大幅な製造コストの低減が可能となる。

もっとも、一度の成形と焼結により得られる焼結体の形状は、成形金型から型抜き可能な形状に制限される。また焼結体からなる部材は、一般的に、全体的に均質的であって、部位により材質や特性（ヤング率、強度等）を変化させることは難しい。

しかし、焼結体を他部材と強固に接合させることができれば、より複雑な形状の部材や部位により材質や特性が異なる部材でも、低コストで製造することが可能となる。これに関連する記載が、例えば、下記の特許文献にある。

特公４５−１１６０６号公報 特公昭６１−２７４４１号公報 特公昭６１−３３６２号公報 特公昭６２−３５４４２号公報 特公平１−４３０８０３号公報 特許３２４６５７４号公報 特許３９５４２１４号公報 特開２０１６−６９７１５号公報

上記の特許文献では、成分組成の異なる成形体（焼結体）同士または溶製鋼と焼結体を接合させているが、その接合強度は必ずしも高くない。また、その焼結体の殆どはＦｅ−Ｃ系またはＦｅ−Ｃｕ−Ｃ系である。

本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、従来とは異なる組成系の焼結体と他部材とを接合させた接合鉄基部材を提供することを目的とする。

本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究した結果、ＴｉＢ_２が混在している鉄系成形体と他の鉄系部材とを嵌め合わせた組立体を焼結すると、ＴｉＢ_２が分散した鉄系焼結体と他の鉄系部材とが強固に接合された複合部材が得られることを新たに見出した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。

《接合鉄基部材》
本発明の接合鉄基部材は、第１鉄基部材と、該第１鉄基部材の外周面に拡散接合された閉環状の第２鉄基部材と、を備える接合鉄基部材であって、該第２鉄基部材は、第２鉄基マトリックス中にＴｉＢ_２が分散した第２焼結材からなる。

本発明によれば、第１鉄基部材と第２鉄基部材が強固に接合されていると共に、単なる焼結体では得られない複雑な形状や異なる特性等を有する複合部材の提供が可能となる。

《接合鉄基部材の製造方法》
本発明は接合鉄基部材の製造方法としても把握できる。すなわち本発明は、第１鉄基体の外周側に、第２鉄基粉末とＴｉＢ_２粉末の混合粉末を加圧成形してなる閉環状の第２成形体を嵌入した組立体を得る嵌入工程と、該組立体を加熱して、該第１鉄基体からなる第１鉄基部材と該第２成形体が焼結した第２焼結体からなる第２鉄基部材とが、閉環状の接合界面部で拡散接合された接合鉄基部材を得る焼結接合工程と、を備える接合鉄基部材の製造方法でもよい。

本発明の製造方法によれば、第１鉄基部材と第２鉄基部材が強固に接合された接合鉄基部材を比較的容易に得ることができる。この理由は次のように考えられる。ＴｉＢ_２が分散した成形体は、高温環境下で、ＴｉＢ_２が分散していない一般的な鉄系成形体よりも一桁大きい寸法変化率で収縮して、緻密な焼結体となる。このため本発明に係る第２成形体は、焼結接合工程時、第１鉄基体の外周面に密着し、両者の接合界面部で拡散接合を生じつつ緻密な第２焼結体となる。こうして、焼結接合工程後、第１鉄基体からなる第１鉄基部材とその第２焼結体からなる第２鉄基部材とが強固に接合された接合鉄基部材が得られるようになったと推察される。

《その他》
（１）本明細書では、説明の便宜上、内側（中心側）から外側に向かって順に配置される各部材（成形体、焼結体等）やそれらを構成する鉄基マトリックスに、「第１」、「第２」、「第３」を付与した。但し、それら序数自体に特別な意味はない。

第２成形体と嵌合させる第１鉄基体は、成形体、焼結体、溶製鋼等のいずれでもよく、焼結接合工程後の第１鉄基体を第１鉄基部材という。なお、第１鉄基体（鉄基部材）は、中実状に限らず、中空状、環状でもよい。

各鉄基マトリックスは、成分組成が同じでも異なっていてもよい。また、各鉄基マトリックスに分散しているＴｉＢ_２も、粒サイズ、粒形状または含有率が同じでも異なっていてもよい。さらに本発明に係るＴｉＢ_２は、原料段階から予めＴｉＢ_２として供給されたものでも、焼結（接合）過程で生成されたものでもよい。このため本発明の製造方法では、ＴｉＢ_２源としてＴｉＢ_２粉末を用いる他、その代替としてＴｉ源粉末とＢ源粉末を用いてもよい。

鉄基マトリックスの組成（鉄基粉末の配合組成を含む）は、特に断らない限り、鉄基マトリックス全体に対する質量割合で示す。但し、ＴｉＢ_２の含有率は、特に断らない限り、対象としている混合粉末、成形体または焼結体の全体に対する体積割合で示す。なお、「鉄基」とは、その対象全体に対してＦｅが５０質量％以上であることを示す。例えば、鉄基マトリックスとは、その鉄基マトリックスを構成する鉄合金全体に対してＦｅが５０質量％以上であることを示す。

ＴｉＢ_２の体積割合（体積率）は、空孔（Ｐｏｒｅ）を除いたポアフリー体積（ＰＦＶ）に基づいて算出する。例えば、焼結材（体）全体を１００体積％とするとき、焼結材の見掛体積（嵩体積）から、そこに含まれる空孔（Ｐｏｒｅ）を除いて求めた体積（ＰＦＶ）を１００体積％とする。具体的にいうと、製造時の配合組成が既知であれば、各粉末の配合質量（Ｗｉ）と真密度（比重／文献値またはカタログ値）から、ＰＦＶもＴｉＢ_２の体積率を算出できる。

（２）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような範囲を新設し得る。

焼結前の組立体を示す模式図である。 接合強度の測定方法を示す説明図である。 インナーのＴｉＢ_２量と接合体の収縮差との関係を示すグラフである。 インナーのＴｉＢ_２量と接合体の接合強度との関係を示すグラフである。 試料１に係る接合前後の接合界面部の組織写真である。 試料２に係る接合前後の接合界面部の組織写真である。 試料３に係る接合前後の接合界面部の組織写真である。 試料４に係る接合前後の接合界面部の組織写真である。 接合体の収縮差に及ぼすベース鉄粉（アウターとインナーで同じ）の影響を示す棒グラフである。 接合体の接合強度に及ぼすベース鉄粉（アウターとインナーで同じ）の影響を示す棒グラフである。 接合体の収縮差に及ぼすベース鉄粉（アウターとインナーで異なる）の影響を示す棒グラフである。 接合体の接合強度に及ぼすベース鉄粉（アウターとインナーで異なる）の影響を示す棒グラフである。 接合体の収縮差に及ぼす混合粉末に含まれるＣの影響を示す棒グラフである。 接合体の接合強度に及ぼす混合粉末に含まれるＣの影響を示す棒グラフである。 インナーを溶製鋼としたときにおけるアウターのＴｉＢ_２量と接合体の接合強度との関係を示すグラフである。 試料４６に係る接合界面部の組織写真である。 試料４９に係る接合界面部の組織写真である。 ベース鉄粉（１％ＴｉＢ_２）と溶製材の相違が接合体の接合強度に及ぼす影響を示す棒グラフである。 ベース鉄粉（１０％ＴｉＢ_２）と溶製材の相違が接合体の接合強度に及ぼす影響を示す棒グラフである。 中間部材を介してインナーとアウターを接合した二重接合体の製造過程を示す写真である。 試料７８〜８０（アウターよりインナーのＴｉＢ_２量を多い試料）に係る接合強度を示す棒グラフである。 試料７８に係る接合界面部の組織写真である。

本明細書で説明する内容は、本発明の接合鉄基部材のみならず、その製造方法にも該当し得る。製造方法に関する構成要素は物に関する構成要素ともなり得る。上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。

《接合パターン》
本発明の接合鉄基部材は、第１鉄基部材（インナー）の外周面と第２鉄基部材（アウター）の内周面が、閉環状の接合界面部で拡散接合されてなる。ここで第２鉄基部材は、第２鉄基粉末とＴｉＢ_２粉末（Ｔｉ源粉末とＢ源粉末でもよい。）の混合粉末を加圧成形した第２成形体を焼結させた第２焼結体からなる。これに対して、第１鉄基部材は、焼結接合工程前（つまり第１鉄基体）において、粉末を加圧成形した成形体、その成形体を焼結させた焼結体または溶製鋼（Ｃ非含有でもよい。）のいずれかからなる。従って、接合前の第１鉄基部材の形態により、大別して３つの接合パターンが考えられる。以下、これらについて順次説明する。

（１）第１成形体と第２成形体の接合
焼結接合（単に「焼結」または「接合」ともいう。）される際、第１成形体の外周面と第２成形体の内周面は密着状態さらには加圧状態（締まり嵌め状態）にあることが好ましい。すなわち、接合前の組立体は第１成形体と第２成形体が隙間嵌めされた場合でも、接合時には第２成形体が第１成形体よりも収縮して、両者間が締まり嵌め状態となることが望ましい。もっとも、接合時における各成形体の寸法変化量（率）を直接特定することは困難である。そこで、基準となる成形体を単独で焼結させて焼結体としたときの寸法変化（率）を予め算出しておけば、その寸法変化（率）に基づいて焼結接合過程中に生じ得る成形体間の収縮差（指標値）を推定できる。なお、本明細書では、特に断らない限り、その寸法変化を基準寸法に対する割合で示した寸法変化率の差を収縮差とする。

収縮差が０．５％以上、１％以上、２％以上さらには３％以上であると、高い接合強度が得られて好ましい。但し、過大な収縮差は、成形体が焼結体となるときの寸法精度や保形性の劣化を意味する。そこで収縮差は、敢えていうと、７％以下、６％以下さらには５％以下であると好ましい。なお、接合強度の確保にある程度の収縮差は必要であるが、必ずしも収縮差と接合強度が比例関係にある訳ではない。

寸法変化率ひいては収縮差の調整は、成形体の成形圧力や組成（混合粉末の配合組成）等を変化させることにより可能である。例えば、成形圧力が低い成形体ほど、接合時に収縮して寸法変化率が大きくなる傾向にある。逆に、成形圧力が高い成形体ほど、接合時に収縮し難く寸法変化率が小さくなる傾向となる。

また、ＴｉＢ_２等のホウ化物が多く含む成形体ほど、接合時に収縮して寸法変化率が大きくなる傾向にある。逆に、ホウ化物が少ない成形体ほど、接合時に収縮し難く寸法変化率が小さくなる傾向となる。このようなホウ化物として、ＴｉＢ_２以外に、ＦｅＢ、ＭｏＢ、Ｃｒ_２Ｂ、ＮｂＢ_２、ＶＢ_２、ＨｆＢ_２、ＺｒＢ_２等がある。但し、ＴｉＢ_２は高温時でも鉄基マトリックス中で最も安定であり、高ヤング率を発揮し得るため、ＴｉＢ_２以外の化合物は、合計量で３体積％以下さらには１．５体積％以下であると好ましい。

以上を踏まえて、第１鉄基体は、少なくとも第１鉄基粉末を加圧成形した第１成形体であり、第１成形体が焼結した第１焼結体に対する第２焼結体の収縮差は、接合界面部の基準寸法に対して０．５％以上とすると好適である。

また、アウター側となる第２鉄基部材（成形体または焼結体）は、インナー側となる第１鉄基部材（鉄基体、成形体または焼結体）よりもＴｉＢ_２の含有率（体積％）が多いと好ましい。その含有率差は０．５％以上、１％以上、２％以上、５％以上さらには１０％以上でもよい。但し、収縮差の場合と同様に、焼結体の寸法精度や保形性を保持するため、その含有率差は３０％以下さらには２５％以下が好ましい。

（２）焼結体と成形体の接合
アウター側よりインナー側のＴｉＢ_２の含有率が過大になると、上述したように、成形体同士の焼結拡散接合は難しくなる。しかし、ＴｉＢ_２を多く含む成形体を予め焼結した焼結体をインナー側（第１鉄基体）とすれば、成形体同士の場合と同様に、拡散接合が可能となることを本発明者は見出した。これにより、第１鉄基部材が第１鉄基マトリックス中にＴｉＢ_２が分散した第１焼結材からなり、その第１焼結材が第２焼結材よりもＴｉＢ_２の含有率が大きい場合でも、接合強度の高い接合鉄基部材が得られる。より具体的にいうと、第１鉄基粉末とＴｉＢ_２粉末の混合粉末を加圧成形した第１成形体を焼結させた第１焼結体を第１鉄基体として、第２成形体よりも第１成形体のＴｉＢ_２の含有率を大きくするとよい。この場合、第１成形体（第１焼結体）のＴｉＢ_２の含有率は１５％以上、２５％以上さらには３５％以上ともすることができる。または、第２成形体（第２焼結体）に対する第１成形体（第１焼結体）のＴｉＢ_２の含有率差は１０％以上、２０％以上さらには３０％以上ともすることができる。なお、ＴｉＢ_２を多く含む第１焼結体は、適宜、研削加工されて形状や寸法精度が確保された第１鉄基体として、第２成形体と嵌合されてもよい。

（３）溶製鋼と成形体の接合
本発明によれば、成形体や焼結体のみならず、溶製鋼と成形体とを拡散接合することもできる。本明細書でいう溶製鋼には、純鉄またはそれに近い鋼材（Ｃ：０．２％未満）、炭素鋼、合金鋼（特にＣを含む合金鋼）さらにステンレス鋼等が含まれる。なお、本明細書では、特に断らない限り、溶製鋼全体を１００質量％とした質量割合で溶製鋼の成分組成を示す。

ところで、第１鉄基体中のＣ量が多く（Ｃ：０．２％以上さらには０．３％以上）、第２成形体中のＴｉＢ_２含有率も大きい場合、接合強度が低下し易い。この理由は次のように考えられる。ＴｉＢ_２を含む成形体は、焼結過程中の高温下でＴｉＢ_２が僅かに分解し、周囲にあるＦｅとＢが反応してＦｅ_２Ｂを生じ、さらにＦｅ−Ｆｅ_２Ｂの共晶液相を生成することにより緻密な焼結体となる。ここで、ＴｉＢ_２を含む第２成形体とＣを含む第１鉄基体を焼結接合させると、両者の接合界面部で第２成形体側のＴｉＢ_２から分解したＴｉと第１鉄基体側に含まれるＣとが反応して、ＴｉＣを生成し、同時に、Ｆｅ−Ｆｅ_２Ｂの液相も過剰となり得る。こうして接合界面部に空孔等が形成され易くなって、接合強度が低下すると考えられる。この傾向は、第１鉄基体が溶製鋼のときに生じ易いが、第１鉄基体が成形体または焼結体のときも基本的に同様である。そして、そのような傾向は、第２成形体中のＴｉＢ_２含有率が５％超となるときに顕著となる。そこで、Ｃを含む第１鉄基体（溶製鋼、成形体、焼結体）と第２成形体を直接的に焼結接合させるときは、第２成形体（第２焼結材）中のＴｉＢ_２含有率を５％以下、４％以下さらには３％以下とすると好ましい。

このような傾向を踏まえて、Ｃを含む第１鉄基体とＴｉＢ_２含有率の大きい成形体（第３成形体）を接合させる場合は、それらの中間にＴｉＢ_２含有率が相対的に小さい成形体（第２成形体）を介在させるとよい。具体的にいうと、先ず、第３鉄基粉末とＴｉＢ_２粉末の混合粉末を加圧成形してなる閉環状の第３成形体を、それよりもＴｉＢ_２の含有率の小さい第２成形体の外周側に嵌入した多重組立体を得る嵌入工程を行う。次に、この多重組立体を加熱して、第３成形体が焼結した第３焼結体からなる第３鉄基部材と第２鉄基部材とを閉環状に拡散接合された多重接合鉄基部材を得る焼結接合工程を行う。こうして、Ｃを含む第１鉄基部材とＴｉＢ_２含有率の大きい第３鉄基部材とも、ＴｉＢ_２含有率の小さい第２鉄基部材を介して高強度に接合され得る。

このとき、第３成形体（第３焼結体）のＴｉＢ_２の含有率は１５％以上、２５％以上さらには３５％以上ともすることができる。または、第２成形体（第２焼結体）に対する第３成形体（第３焼結体）のＴｉＢ_２の含有率差は１０％以上、２０％以上さらには３０％以上ともできる。なお、第３成形体中のＴｉＢ_２の含有率が多くなると、その焼結後の寸法精度や保形性が低下しるため、その含有率は４０％以下、含有率差なら３５％以下とすると好ましい。

《鉄基マトリックス》
少なくとも第２鉄基部材（第２焼結体）は、鉄基マトリックス中にＴｉＢ_２が分散した金属組織からなる。鉄基マトリックスは、純鉄でも良いが、第２鉄基部材の高強度化や高剛性化等を図るため、合金元素を含む鉄合金からなると好適である。合金元素は、例えば、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、ＳｉまたはＶの一種以上である。これら合金元素は合計で、７％以下さらには５％以下であると、原料コストの低減と鉄基部材の特性向上を図れて好ましい。なお、各合金元素は、鉄基マトリックス中で、Ｆｅに固溶していても他元素（Ｆｅを含む）と化合物を形成して析出等していてもよい。

代表的な合金元素について詳述すると、ＭｏとＣｒは、鉄基マトリックス（焼結鉄合金）の強度や靱性を向上させる元素であり、Ｍｏは０．３〜２．５％さらには０．５〜２％、Ｃｒは０．１〜２％さらには０．２〜１．５％含まれると好ましい。Ｎｉは、鉄基マトリックスを緻密化させ、その相対密度またはヤング率を向上させる元素であり、０．５〜４％さらには１〜３％含まれると好ましい。Ｃｕも鉄基マトリックスの強度を向上させる元素であり、０．５〜４％さらには１〜３含まれると好ましい。

ここでいう合金組成は、特に断らない限り、分散粒子（ＴｉＢ_２等のホウ化物粒子）を除いた鉄基マトリックス（鉄合金）全体を１００質量％（適宜、単に「％」という。）としたときの質量割合である。

なお、鉄基マトリックスに係る組成は、一種以上の原料粉末からなる鉄基粉末についても該当し得る。鉄基粉末は、主たる鉄源粉末に種々の合金元素粉を混合したものでも、予め所望組成に調製された鉄合金粉末でもよい。また、ここで説明したことは、第１鉄基部材や第３鉄基部材がＴｉＢ_２を含む焼結材からなるとにも該当し得る。勿論、各鉄基マトリックスの組成は、同じでも異なってもよい。

《製造方法》
本発明に係る成形体、焼結体、接合鉄基部材は次のようにして製造されると好ましい。

（１）鉄基粉末
鉄基粉末は、上述した鉄基マトリックスの組成に応じて、一種の原料粉末または複数種の原料粉末からなる。鉄基粉末は、粒度が２１２μｍ以下の一般的なものでもよいが、平均粒径（メジアン径：Ｄ５０）が１〜２０μｍさらには５〜１５μｍであるか、篩い分けで定まる粒度が４５μｍ以下（または−４５μｍ）に分級されたものであると、ＴｉＢ_２の分散性や焼結体の密度の向上を図れて好ましい。複数種の粉末を混合して用いる場合、粒度（または平均粒径）の大きい粗粉とその小さい微粉を混在させてもよい。ちなみに、ＴｉＢ_２粉末は、平均粒径（Ｄ５０）が０．５〜５μｍさらには１〜４μｍであると、成形性や取扱性に優れて好ましい。

（２）成形工程
成形体は、鉄基粉末または鉄基粉末とＴｉＢ_２の混合粉末を加圧成形して得られる。成形圧力は、例えば、３５０〜１２００ＭＰａさらには３９０〜８００ＭＰａとするとよい。成形体同士を接合する場合、各成形体の成形圧力は同じでも異なっていてもよい。成形圧力を変化させることにより、成形体ひいては焼結体の密度や機械的特性の他、後述する焼結接合工程時の寸法変化量（率）も調整し得る。

なお、成形工程は、冷間成形（室温成形）でも温間成形でも良い。また、粉末と金型との潤滑は、内部潤滑剤を粉末に配合して行ってもよいし、金型潤滑により行ってもよい。金型潤滑を行う場合、金型潤滑温間加圧成形法（詳細は特許３３０９９７０号公報等を参照）を用いると好ましい。

（３）嵌入工程
第１鉄基部材と第２鉄基部材を接合する前に、先ず、第１鉄基部材となる第１鉄基体（成形体、焼結体または溶製鋼）の外周側に第２成形体を嵌入した組立体を用意する。組立体は、第２成形体を崩壊させない程度に、第１鉄基体と第２成形体を締まり嵌めとしたものでも良い。もっとも、本発明に係る第２成形体は、焼結接合工程中に収縮し易いため、本発明に係る嵌入工程は、第１鉄基体に第２成形体を隙間嵌めする工程とできる。これにより第２成形体を崩壊させたり、圧入作業等を要することなく、容易に組立体を得ることができる。なお、第１鉄基体と第２成形体の隙間（クリアランス）は、焼結接合が可能な範囲で調整され得るが、例えば、１〜１００μｍさらには５〜５０μｍ程度とするとよい。接合界面部の基準寸法を考慮すると、クリアランスは基準寸法の０．０５〜１％さらには０．１〜０．５％程度とするとよい。

（４）焼結接合工程
上述した組立体を加熱することにより、第２成形体が焼結した第２焼結体からなる第２鉄基部材が、第１鉄基体からなる第１鉄基部材の外周面に拡散接合された接合鉄基部材が得られる。

加熱温度（焼結温度）は、鉄基粒子とＴｉＢ_２粒子との間で液相を生じる１１４０℃以上が好ましく、例えば、１１４０℃〜１３５０℃、１１８０〜１３００℃さらには１２００〜１２８０℃とするとよい。

加熱時間（上記温度を保持する時間）は、例えば、０．１〜３時間さらには０．１〜１時間であると好ましい。加熱雰囲気は、真空雰囲気、アルゴンガス雰囲気（大気圧以上）、アルゴンガスパーシャル雰囲気（大気圧に対して減圧（例えば０．５〜２ｋＰａ）されたアルゴンガス雰囲気）等の酸化防止雰囲気が好ましい。

（５）その他
上述した嵌入工程および焼結接合工程は、第２成形体に第３成形体を嵌入した多重組立体を加熱して第２鉄基部材と第３鉄基部材の接合を行う場合にも該当し得る。また、焼結接合工程で加熱された後の冷却速度は必ずしも問わない。もっとも、その冷却速度が大きいと、焼結体の金属組織の粗大化等を抑制できて好ましい。接合鉄基部材は、焼結接合工程後、さらに、焼鈍、焼準、時効、調質（焼き入れ、焼き戻し）、浸炭、窒化等の熱処理工程が施されてもよい。

《接合鉄基部材》
本発明によれば、複雑な形状を有する部材や部位により異なる特性を有する部材等の提供が容易となる。例えば、強度、延性または加工性等に優れる溶製鋼部材（第１鉄基部材）とＴｉＢ_２を多く含む高剛性部材（第２鉄基部材）とからなる複合部材の提供も容易となる。このような接合鉄基部材として、例えば、溶製鋼からなる軸部と、ＴｉＢ_２を含む焼結材からなり軸部に設けられた付属体（歯車、カムロブ、カウンターウエイト等）とを有する伝動軸、カムシャフト、クランクシャフト等がある。

原料粉末の配合組成、成形条件、接合態様等を変更した多数の試料（接合鉄基部材）を製作し、それら試料の測定、組織観察および評価を行った。これらを通じて、本発明の内容をさらに具体的に説明する。

［実施例１／焼結材同士の接合］
《試料の製造》
（１）原料粉末
表１に示すように成分組成の異なる複数のベース鉄粉（鉄基粉末）を用意した。また、ＴｉＢ_２粉末（日本新金属株式会社製ＴｉＢ_２−ＮＦ／比重４．５ｇ／ｃｍ^３／平均粒径１．８μｍ）および潤滑剤粉末（ステアリン酸アミド／比重０．９ｇ／ｃｍ^３）も用意した。さらに、黒鉛（Ｇｒ）粉末（日本黒鉛社製ＪＣＰＢ、平均粒径：５μｍ）、Ｃｕ粉末（福田金属箔粉工業株式会社製ＣＥ−２５／粒度６３μｍ以下）も用意した。

表１に示した各ベース鉄粉は、いずれもアトマイズ粉であり、９４ＦＤＨ：株式会社神戸製鋼製アトメル94FDH（比重７．８５ｇ／ｃｍ^３／粒度２１２μｍ以下）、Ａ．Ｍｏ：ヘガネスＡＢ社製Astaloy Mo（比重７．８５ｇ／ｃｍ^３／粒度２１２μｍ以下）、ＤＨ１：ヘガネスＡＢ社製Distaloy DH1（比重７．８７ｇ／ｃｍ^３／粒度２１２μｍ以下）、ＤＣ１：ヘガネスＡＢ社製Distaloy DC1（比重７．８７ｇ／ｃｍ^３／粒度２１２μｍ以下）である。

なお、ベース鉄粉およびＴｉＢ_２粉末は分級せずに入手したまま用いた。また、特に断らない限り本実施例では、ベース鉄粉に係る成分組成は、ベース鉄粉全体に対する質量％（ｍａｓｓ％）で示した。ＴｉＢ_２粉末の配合組成は混合粉末全体に対する体積％（ｖｏｌ％）で示した。ベース鉄粉とＴｉＢ_２粉末以外の添加粉末については、混合粉末全体に対する質量％で示した。

（２）混合工程
各原料粉末は、表１〜表３に示す割合に秤量配合した後、乳鉢で３分間予備混合し、さらにボールミルで３０分間回転混合した混合粉末とした。

（３）成形工程
キャビティ形状の異なる２種の金型を用意した。一つは、円柱軸状のインナー（第１鉄基体、第１鉄基部材）となる成形体（第１成形体）を得るための円筒型（φ１４ｍｍ×Ｈ１０ｍｍ）である。もう一つは、円環状のアウター（第２鉄基部材）となる成形体（第２成形体）を得るためのリング型（φ１４ｍｍ×φ２３ｍｍ×Ｈ６ｍｍ）である。

特に断らない限り（後述の実施例４を除いて）、本実施例に係るインナー用成形体の外周面とアウター用成形体の内周面とが、基準寸法φ１４ｍｍに対して隙間嵌めとなるように、円筒型の内径とリング型の内径（中心に配置される円柱状のコアの外径）とを設定した。ここでは円筒型の内径：φ１４．００、コアの外径：φ１４．０５とした。

成形は、各金型のキャビティに充填した混合粉末を室温大気中で加圧して行った。成形圧力は３９２ＭＰａ、５８８ＭＰａまたは７８４ＭＰａのいずれかとした。こうして、円筒型を用いた種々のインナー用成形体と、リング型を用いた種々のアウター用成形体を得た。特に断らない限り、インナー用成形体は５８８ＭＰａで成形し、アウター用成形体は３９２ＭＰａで成形した。

ちなみに、基礎データの取得（焼結前後の寸法変化率と焼結体のヤング率の測定）に用いた測定用成形体は、上述した円筒型を用いて、３９２ＭＰａ、５８８ＭＰａおよび７８４ＭＰａでそれぞれ成形した。

（４）焼結工程
インナー用成形体とアウター用成形体の接合に先だって、表２に示す各種の測定用成形体を焼結させた測定用焼結体を得た（焼結工程）。焼結（焼結接合を含む）は、バッチ式焼結炉（島津メクテム株式会社製ＰＶＳＧｇｒ２０／２０）を用いて行った。具体的にいうと、先ず、減圧Ａｒガス雰囲気中で脱ロウ工程を行った後、さらに真空雰囲気中で昇温して１２５０℃×３０分間（均熱保持時間）の加熱を行った。次に、その加熱終了後、１０００℃まで炉冷した後、４００ｋＰａの窒素ガスを導入して急冷した。

（５）焼結接合工程
図１に示すように、インナー用成形体とアウター用成形体を嵌合させた組立体を得た。インナー用成形体の底面側に介在させた敷板（板厚２ｍｍ）は、接合強度を測定する際に用いる抜出治具に嵌合させる段差を形成するために設けた（図２参照）。

図１に示す組立体を、上述した焼結工程と同じ条件で加熱した。こうして表３に示すように、軸状のインナー（第１焼結体、第１鉄基部材）と環状のアウター（第２焼結体、第２鉄基部材）とが閉環状の接合界面部で接合された種々の接合体（接合鉄基部材）を得た。

《測定・観察》
（１）基礎データ
測定用成形体と測定用焼結体を用いて、混合粉末の配合組成と成形圧力を変化させたときにおける焼結前後の寸法変化率と、各焼結体のヤング率を予め求めた。寸法変化率は、基準寸法（φ１４．００）に対する実測した測定用成形体（ｄ_０）と測定用焼結体（ｄ_１）の外径差（Δｄ＝ｄ_１−ｄ_０）の比率として算出した。測定用焼結体のヤング率は、超音波パルス法により測定して求めた。こうして得られた基礎データ（焼結の影響）を表２にまとめて示した。なお、表２中の寸法変化率の「−」は収縮を意味する。

（２）クリアランスと収縮差
インナー用成形体の外径（ｄin）とアウター用成形体の内径（ｄout）を実測して、径方向のクリアランス（Δｄ＝ｄout―ｄin）を求めた。この結果を表３に併せて示した。なお、正数のクリアランスは、インナー用成形体とアウター用成形体が隙間嵌めとなることを示す。

また、表２に示した基礎データ（寸法変化率）に基づいて、インナー用成形体とアウター用成形体からなる組立体を焼結させたときに、インナーとアウターとの間で生じ得るであろう収縮差（ΔＤ）を算出した。この結果も表３に併せて示した。

この収縮差は、例えば、表３に示した試料１の場合なら、次のようにして求まる。表２の基礎データに基づいて、アウターに相当する測定用焼結体（原料粉末：Ｂ１１０、ＴｉＢ_２：１０体積％、成形圧力：３９２ＭＰａ）の寸法変化率（ΔＤout）：−５．０３％と、インナーに相当する測定用焼結体（原料粉末：Ｂ１００、ＴｉＢ_２：０体積％、成形圧力：５８８ＭＰａ）の寸法変化率（ΔＤin）：−０．４８％とを特定する。そしてインナー側の寸法変化率からアウター側の寸法変化率を差し引く。こうして本例で想定される収縮差は、ΔＤ＝ΔＤin−ΔＤout＝−０．４８％−（−５．０３％）＝４．５５％のように求まる。なお、正数の収縮差は、アウター側がインナー側よりも多く収縮して、アウター側とインナー側との嵌合が締まり嵌め状態となり得ることを示す。

（３）接合強度
インナーとアウターの接合強度は、抜出治具を用いて、図２に示すように測定した。具体的にいうと、先ず、円環状の保持治具にインナー側の凸部を嵌合して接合体を保持する。次に、インナー側の凹部に嵌めた円柱状の押圧治具に荷重を上方から印加する。そして、アウターとインナーが分離したとき、またはいずれか一方が破壊したときの負荷荷重（Ｆ）を測定する。この負荷荷重を、予め求めておいたアウターとインナーの接合界面部の円筒状面積（ｄ：φ１４ｍｍ×Ｈ：４ｍｍ）で除することにより接合強度を求めた。この結果も表３に併せて示した。

（４）組織観察
組立体と接合体の各接合界面部近傍を、切断、樹脂埋め、鏡面研磨した後、光学顕微鏡でそれぞれ観察した。

《評価》
（１）ＴｉＢ_２量の影響
表３に示す試料１〜２０（ベース鉄粉：９４ＦＤＨ）に基づいて、接合体の収縮差と接合強度に及ぼすＴｉＢ_２量の影響を図３Ａと図３Ｂ（これらを併せて単に「図３」という。）にそれぞれ示した。

先ず、図３Ａから明らかなように、インナーのＴｉＢ_２量が多くなるほど、アウターのＴｉＢ_２量に依らずに、収縮差は小さくなる傾向にある。但し、インナーのＴｉＢ_２量が２体積％（単に「％」という。）を超えると、収縮差は殆ど変化しなくなることもわかった。また、アウターのＴｉＢ_２量が２％以上であると、インナーのＴｉＢ_２量が増加しても、約１．５％以上の収縮差が確保されることもわかった。

次に、図３Ｂから明らかなように、インナーのＴｉＢ_２量が多くなるほど、アウターのＴｉＢ_２量の相違に依って、接合強度も大きく影響されることがわかった。例えば、アウターのＴｉＢ_２量が１％のとき、インナーのＴｉＢ_２量が４〜５％程度になると、接合強度の確保は困難となる。しかし、アウターのＴｉＢ_２量が２％以上になると、インナーのＴｉＢ_２量が増加しても、相応な接合強度が確保されることもわかった。少なくとも、インナーよりアウターのＴｉＢ_２量が多い範囲であれば、いずれの場合でも２００ＭＰａ以上さらには３００ＭＰａ以上の非常に高い接合強度が確保され得ることがわかった。逆に、表３に示した試料１９〜２１からわかるように、アウターがＴｉＢ_２を含まない場合や、アウターのＴｉＢ_２量がインナーよりも少ない場合（具体的には３％以上さらには４％以上少ない場合）、アウターとインナーは殆ど接合されないこともわかった。

十分に大きな接合強度が得られている試料１〜４について、接合前の組立体と接合後の接合体に係る接合界面部の組織写真を図４Ａ〜図４Ｄ（これらを併せて単に「図４」という。）にそれぞれ示した。いずれの場合でも、接合体の接合界面部に未接合部等は観察されず、良好な接合状態となっていることが確認された。

（２）ベース鉄粉の影響
表３に示す試料２、５、２２〜２６に基づいて、接合体の収縮差と接合強度に及ぼすベース鉄粉の影響を図５Ａと図５Ｂ（これらを併せて単に「図５」という。）にそれぞれ示した。なお、抽出した各試料は、インナーとアウターのベース鉄粉が同じで、アウターのＴｉＢ_２量が１０％、インナーのＴｉＢ_２量が１％または１０％としたものである。

また、表３に示す試料２７〜３０に基づいて、接合体の収縮差と接合強度に及ぼすベース鉄粉の影響を図６Ａと図６Ｂ（これらを併せて単に「図６」という。）にそれぞれ示した。試料２７〜３０は、アウターとインナーのベース鉄粉が異なる場合であって、アウターのベース鉄粉にＮｉまたはＣｕが含まれる場合である。

図５および図６から明らかなように、いずれも相応な接合強度が確保されることがわかった。また、試料２７〜３０および図６から明らかなように、収縮差はあまり大きくなくても、接合強度は十分に大きくなり得ることもわかった。

また、ＮｉやＣｕ等の拡散性に優れた元素を含むベース鉄粉を用いた場合（特にそのベース鉄粉をアウターに用いた場合）、ＴｉＢ_２量や成形圧力が変化しても、相応に大きな接合強度が確保され易いこともわかった。逆に、そのような元素を含まないベース鉄粉を用いる場合は、アウターとインナーの間で十分な収縮差が生じるように、ＴｉＢ_２量等を調整する（例えば、インナーよりもアウターのＴｉＢ_２量を多くする）と好ましい。

なお、試料５、２４、２６のように、ベース鉄粉およびＴｉＢ_２量が同じアウター（３９２ＭＰａ成形）とインナー（５８８ＭＰａ成形）の収縮差は、成形圧力差の影響と考えられる。従って、アウターとインナーに係る成形圧力を変化させることで、収縮差は調整可能ともいえる。

（３）添加粉末の影響
表３に示す試料３１〜３４に基づいて、接合体の収縮差と接合強度に及ぼす添加鉄粉（特にＧｒ粉末）の影響を図７Ａと図７Ｂ（これらを併せて単に「図７」という。）にそれぞれ示した。試料３１〜３４は、アウターとインナーで同じベース鉄粉を用いつつ、インナーの混合粉末にＴｉＢ_２に換えてＧｒ粉末さらにはＣｕ粉末を添加した場合である。

図７から明らかなように、焼結体からなるインナー中にＣが含まれる場合、いずれの試料でも相応な接合強度が得られている。但し、アウターのＴｉＢ_２量が少ないときほど、収縮差および接合強度が高い。逆に、そのアウターのＴｉＢ_２量が多くなると、収縮差は増加するが、接合強度は低下する傾向となることもわかった。これは、接合界面部において、インナーのＣとアウターのＴｉＢ_２が反応し、ＴｉＣが少し生成しているためと考えられる。

［実施例２／溶製鋼と成形体の接合］
《試料の製造および測定》
実施例１で用いた焼結体からなるインナーを、溶製材（鋼材）を機械加工したインナー（φ１４.００ｍｍ×１５ｍｍ）に変更した試料を製造した。このとき、コアの外径：φ１４．０２５とした。その他は、実施例１の場合と同様な方法で試料の製造および測定を行った。但し、収縮差は、鋼材からなるインナーの寸法変化率を０％として算出した。これら試料を表４に示した。

なお、用いた鋼材は、ＪＩＳに規定された一般構造用圧延材（ＳＳ４００）、機械構造用鋼（Ｓ４５Ｃ）、機械構造用合金鋼（ＳＣＭ４３５）およびステンレス鋼（ＳＵＳ３０４）の４種類である。各鋼材の主な成分組成（質量％）は、Ｓ４５Ｃ：Ｆｅ−（0.42〜0.48）%Ｃ−（0.15〜0.35）%Ｓｉ−（0.6〜0.9）%Ｍｎ、ＳＣＭ４３５：Ｆｅ−（0.33〜0.38）%Ｃ−（0.15〜0.35）%Ｓｉ−（0.6〜0.9）%Ｍｎ−（0.9〜1.2）%Ｃｒ−（0.15〜0.3）%Ｍｏ、ＳＵＳ３０４：Ｆｅ−（8〜10.5）%Ｎｉ−（18〜20）%Ｃｒである。

《評価》
（１）鋼種とＴｉＢ_２量の影響
先ず、表４に示す試料３５〜５３（アウター側のベース鉄粉：９４ＦＤＨ）に基づいて、接合体の接合強度に及ぼす鋼種とＴｉＢ_２量の影響を図８に示した。図８から明らかなように、インナーをＣを含む溶製鋼（ＳＳ４００、Ｓ４５ＣおよびＳＣＭ４３５）とした場合、アウターにＴｉＢ_２が含まれることにより高い接合強度が得られるが、そのＴｉＢ_２量が４％超、さらには５％超になると、接合強度が急激に低下し始めることがわかった。

一方、インナーをＣを含まない溶製鋼（ＳＵＳ３０４）とした場合、アウターにＴｉＢ_２量が含まれることにより、接合強度が急激に高まり、そのＴｉＢ_２量が増加しても高い接合強度が維持されることがわかった。

次に、アウターのＴｉＢ_２量の相違（１％と１０％）により接合強度が大きく変化した試料４６と試料４９に係る接合界面部の組織写真を図９Ａおよび図９Ｂ（これらを併せて単に「図９」という。）にそれぞれ示した。

接合強度が高い試料４６では、接合界面部に未接合部等は観察されず、良好な接合状態となっていた。一方、接合強度が低い試料４９では、接合界面部に未接合部が多く、界面近傍に大きな気孔が認められた。

接合強度と接合界面部の組織状況から次のように考察される。ＴｉＢ_２を含む鉄基成形体は、焼結時に、ＴｉＢ_２の一部が分解してＦｅ_２Ｂを生成し、Ｆｅ−Ｆｅ_２Ｂの液相を生じて緻密な焼結体となる。ここでＣが存在する環境下でＴｉＢ_２量が多いと、ＴｉＢ_２が分解し易くなり、遊離したＴｉとＣが結合してＴｉＣが生成する。その際、Ｆｅ−Ｆｅ_２Ｂの液相も過剰となって、接合界面部に脆い相が形成され、接合強度が低下すると考えられる。

（２）ベース鉄粉の影響
表４に示す試料３６、３９、４１、４４、４６、４９、５３と試料５４〜７３とに基づいて、ベース鉄粉（アウター）と鋼材（インナー）の組合わせの相違が接合体の接合強度に及ぼす影響を図１０Ａと図１０Ｂ（これらを併せて単に「図１０」という。）に示した。図１０ＡはアウターのＴｉＢ_２量が１％のとき、図１０ＢはアウターのＴｉＢ_２量が１０％のときを示す。

図１０Ａから明らかなように、アウターのＴｉＢ_２量が比較的少ないとき、いずれも相応な接合強度が得られることがわかる。一方、図１０Ｂから明らかなように、アウターのＴｉＢ_２量が多くなると、Ｃを含まないインナー（ＳＵＳ３０４）とは十分な接合強度が確保されるが、Ｃを含むインナーとの接合強度は低くなることもわかった。

［実施例３／二重接合］
《試料の製造および測定》
実施例２に示した溶製材からなるインナー（第１鉄基部材）と焼結材（１０％ＴｉＢ_２）からなるアウター（第３鉄基部材）との間に、焼結材（１％ＴｉＢ_２）からなる中間部材（第２鉄基部材）を有する二重接合体からなる試料を製造した。この様子を図１１に示した。なお、インナー：φ１４ｍｍ×１５ｍｍ、アウター用成形体：φ２３．１ｍｍ×φ３９ｍｍ×１０ｍｍ、中間部材用成形体：φ１４ｍｍ×φ２３ｍｍ×１０ｍｍとした。

その他は、既述した実施例と同様な方法で試料の製造および測定を行った。これら試料を表５に示した。表５に示したクリアランスと収縮差は、インナーと中間部材用成形体に関するものである。また接合強度は、接合界面部が破壊する以前に溶製材からなるインナーが変形したため、その段階で測定を中止したが、いずれの接合強度も２００ＭＰａ以上あることを確認している。

《評価》
ＴｉＢ_２を少し含む焼結材からなる中間部材を用いることにより、各種の鋼材（特にＣを含む鋼材）からなるインナーと、ＴｉＢ_２を多く含む焼結材からなるアウターとを、強固に接合できることがわかった。

［実施例４／焼結体と成形体の接合］
《試料の製造および測定》
アウターよりインナーに含まれるＴｉＢ_２量が多い接合体からなる複数の試料を製造した。先ず、表６に示す混合粉末を３９２ＭＰａで加圧した成形体（φ１２．６ｍｍ）に既述した焼結工程を施した。こうして得られた焼結体をφ１０ｍｍ×１７ｍｍに機械加工してインナーとした。インナー側のベース鉄粉には、エプソンアトミックス株式会社製の粉末（平均粒径１１．６３μｍ）を用いた。ちなみに、このインナー（焼結体）のヤング率は２８０ＧＰａであった。

次に、表６に示す混合粉末を５８８ＭＰａで加圧したアウター用成形体（φ１０ｍｍ×φ２３ｍｍ×１１．５ｍｍ）を用意した。表６に示した添加微粉は、いずれもエプソンアトミックス株式会社製の粉末（平均粒径１１．６３μｍ）である。

さらに、焼結体からなるインナー（第１鉄基体）とアウター用成形体とを嵌合させた組立体に対して、既述した焼結接合工程を施した。その他は、既述した実施例と同様な方法で試料の製造および測定を行った。こうして得られた試料の接合強度等を表６に併せて示した。

《評価》
各試料の接合強度を図１２に示した。これから明らかなように、アウターよりもインナーのＴｉＢ_２量が多い接合体であっても、焼結体と成形体を組合わせることにより、十分に高い接合強度の接合体が得られることがわかった。

また、試料７８に係る接合界面部の組織写真を図１３に示した。これから明らかなように、焼結体（インナー）と成形体（アウター）を接合させた場合でも、接合界面部に未接合部等は観察されず、良好な接合状態となることが確認された。

Claims (17)

1. 第１鉄基部材と、
   該第１鉄基部材の外周面に拡散接合された閉環状の第２鉄基部材と、
   を備える接合鉄基部材であって、
   該第２鉄基部材は、第２鉄基マトリックス中にＴｉＢ_２が分散した第２焼結材からなる接合鉄基部材。
2. 前記第１鉄基部材は、前記第２焼結材よりもＴｉＢ_２の含有率が小さい第１焼結材からなる請求項１に記載の接合鉄基部材。
3. 前記第１鉄基部材は、Ｃ含有率が０．２質量％未満の溶製鋼からなる請求項１に記載の接合鉄基部材。
4. 前記第１鉄基部材は、Ｃを含み、
   前記第２焼結材は、ＴｉＢ_２の含有率が５体積％以下である請求項１または２に記載の接合鉄基部材。
5. さらに、前記第２鉄基部材の外周面に拡散接合された閉環状の第３鉄基部材を備え、
   該第３鉄基部材は、第３鉄基マトリックス中にＴｉＢ_２が分散した第３焼結材からなり、
   該第３焼結材は、前記第２焼結材よりもＴｉＢ_２の含有率が大きい請求項４に記載の接合鉄基部材。
6. 前記第１鉄基部材は、溶製鋼からなる請求項４または５に記載の接合鉄基部材。
7. 前記第１鉄基部材は、第１鉄基マトリックス中にＴｉＢ_２が分散した第１焼結材からなり、
   該第１焼結材は、前記第２焼結材よりもＴｉＢ_２の含有率が大きい請求項１に記載の接合鉄基部材。
8. 前記第１焼結材は前記第２焼結材に対してＴｉＢ_２の含有率が１０体積％以上大きい請求項７に記載の接合鉄基部材。
9. 前記第２鉄基マトリックスは、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｎ、ＳｉまたはＶの一種以上からなる合金元素を合計で７質量％以下含む鉄合金からなる請求項１〜８のいずれかに記載の接合鉄基部材
10. 第１鉄基体の外周側に、第２鉄基粉末とＴｉＢ_２粉末の混合粉末を加圧成形してなる閉環状の第２成形体を嵌入した組立体を得る嵌入工程と、
    該組立体を加熱して、該第１鉄基体からなる第１鉄基部材と該第２成形体が焼結した第２焼結体からなる第２鉄基部材とが閉環状の接合界面部で拡散接合された接合鉄基部材を得る焼結接合工程と、
    を備える接合鉄基部材の製造方法。
11. 前記嵌入工程は、前記第１鉄基体に前記第２成形体を隙間嵌めする工程である請求項１０に記載の接合鉄基部材の製造方法。
12. 前記焼結接合工程は、前記組立体を１１４０℃以上で加熱する工程である請求項１０または１１に記載の接合鉄基部材の製造方法。
13. 前記第１鉄基体は、少なくとも第１鉄基粉末を加圧成形した第１成形体であり、
    該第１成形体が焼結した第１焼結体に対する前記第２焼結体の収縮差は、前記接合界面部の基準寸法に対して０．５％以上である請求項１０〜１２のいずれかに記載の接合鉄基部材の製造方法。
14. 前記第１鉄基体は、Ｃを含み、
    前記第２成形体は、ＴｉＢ_２の含有率が５体積％以下である請求項１０〜１３のいずれかに記載の接合鉄基部材の製造方法。
15. 前記嵌入工程は、第３鉄基粉末とＴｉＢ_２粉末の混合粉末を加圧成形してなる閉環状の第３成形体をさらに前記第２成形体の外周側に嵌入した多重組立体を得る工程であり、
    前記焼結接合工程は、該多重組立体を加熱して、該第３成形体が焼結した第３焼結体からなる第３鉄基部材と前記第２鉄基部材とが拡散接合された多重接合鉄基部材を得る工程であり、
    該第３成形体は、該第２成形体よりもＴｉＢ_２の含有率が大きい請求項１４に記載の接合鉄基部材の製造方法。
16. 前記第１鉄基体は、第１鉄基粉末とＴｉＢ_２粉末の混合粉末を加圧成形した第１成形体を焼結させた第１焼結体からなり、
    該第１成形体は、前記第２成形体よりもＴｉＢ_２の含有率が大きい請求項１０〜１２のいずれかに記載の接合鉄基部材の製造方法。
17. 前記第１成形体は、前記第２成形体に対してＴｉＢ_２の含有率差が１０体積％以上大きい請求項１６に記載の接合鉄基部材の製造方法。